無間隙原子鋼在退火過程中的再結(jié)晶行為及其對(duì)耐腐蝕性能的影響

孟祥兆,袁曉云,楊鵬凱

(西安工程大學(xué)材料工程學(xué)院,西安 710048)

0 引言

無間隙原子(interstitial free,IF)鋼是第三代沖壓鋼,顯微組織為純鐵素體,不含間隙溶質(zhì)原子,具有較前兩代沖壓鋼更低的屈服強(qiáng)度及更高的斷后伸長率,廣泛應(yīng)用于汽車工業(yè)、電子元件及家電等領(lǐng)域[1]。目前,IF鋼的主流生產(chǎn)工藝為轉(zhuǎn)爐冶煉→真空脫氣→連鑄→熱軋→冷軋→退火→平整,有關(guān)IF鋼的研究多集中在軋制及退火工藝參數(shù)等對(duì)其力學(xué)性能的影響方面[2-8]。SINGH 等[2]研究發(fā)現(xiàn),在鐵素體區(qū)進(jìn)行熱軋可使IF鋼獲得最優(yōu)的力學(xué)性能。研究[3-7]表明,退火可消除冷變形導(dǎo)致的IF鋼加工硬化,使塑性變形得以繼續(xù)進(jìn)行,從而改善IF鋼的力學(xué)性能,同時(shí)退火過程中由再結(jié)晶產(chǎn)生的微觀織構(gòu)會(huì)直接影響鋼板的成形性能。鋼鐵材料在使用過程中與環(huán)境介質(zhì)接觸,不可避免地會(huì)發(fā)生氧化及腐蝕,導(dǎo)致使用性能受損。研究者對(duì)提高IF鋼的耐腐蝕性能方面開展了一些研究[8-9],發(fā)現(xiàn):退火及去除氧化層可顯著提高IF鋼的耐腐蝕性能;在鋼板生產(chǎn)的全流程中,冷變形及酸洗等表面處理對(duì)IF鋼的耐腐蝕性能影響不大,耐腐蝕性能的主要影響因素是退火工藝參數(shù)[10]。退火工藝參數(shù)主要決定了IF鋼的再結(jié)晶程度[11],而目前有關(guān)IF鋼的再結(jié)晶程度及其對(duì)耐腐蝕性能影響方面的研究較少。因此,作者采用不同工藝參數(shù)對(duì)IF鋼進(jìn)行退火處理,研究了IF鋼的再結(jié)晶行為并建立再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)方程,在此基礎(chǔ)上研究了再結(jié)晶程度對(duì)耐腐蝕性能的影響,以期為IF鋼實(shí)際生產(chǎn)時(shí)退火工藝參數(shù)的制定提供試驗(yàn)依據(jù)。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為某汽車企業(yè)提供的冷軋態(tài)IF鋼板,厚度為2 mm,主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為0.002 2C,0.01Si,0.13Mn,0.009P,0.007S,0.001 8N,0.026Al,余Fe。將IF鋼板切割成尺寸為10 mm×60 mm×2 mm 的試樣,在SRJX-6-13A型馬弗爐中進(jìn)行不同工藝的退火處理,退火溫度為630,650,670℃時(shí)的退火時(shí)間為0～140 min,退火溫度為750,780℃時(shí)的退火時(shí)間為0～20 min,空冷。

對(duì)退火后的試樣進(jìn)行打磨、拋光,用體積分?jǐn)?shù)4%的硝酸乙醇溶液腐蝕120 s后,用10XB-C型光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織。采用MH-3型維氏硬度計(jì)進(jìn)行硬度測(cè)試,載荷為51 N,保載時(shí)間為5 s,測(cè)5次取平均值。根據(jù)硬度結(jié)果計(jì)算再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)Xv[12],計(jì)算公式為

式中:Hmax為最高硬度;Hmin為最低硬度;Hi為試樣的硬度。

采用CS350H 型電化學(xué)工作站對(duì)具有不同再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)的退火試樣進(jìn)行標(biāo)準(zhǔn)三電極體系極化曲線測(cè)試,工作電極為試樣,輔助電極為鉑電極,參比電極為飽和甘汞電極(SCE),腐蝕介質(zhì)為質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.5%的NaCl溶液,電流采樣頻率設(shè)置為2 Hz,電位掃描范圍為-1～0.7 V。測(cè)試完成后,用Corr View軟件分析自腐蝕電位及自腐蝕電流密度變化情況。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

由圖1可知,冷軋態(tài)試驗(yàn)鋼的顯微組織呈明顯的帶狀。IF鋼在冷變形過程中易在{111}取向的晶粒中形成帶狀組織、亞晶等,這種組織對(duì)后續(xù)退火過程中的再結(jié)晶形核有利[12]。在630℃退火10 min后,帶狀組織仍然存在,此時(shí)試驗(yàn)鋼組織主要發(fā)生回復(fù),內(nèi)部位錯(cuò)發(fā)生重新排列或異號(hào)位錯(cuò)相遇而抵消,位錯(cuò)密度降低[13];退火30 min后,帶狀組織仍存在,隨著退火時(shí)間延長至60 min,組織中有少量再結(jié)晶晶粒形成。在650℃退火10 min后,沿帶狀組織形成了大量再結(jié)晶晶粒。在670℃退火3 min后,試驗(yàn)鋼組織中出現(xiàn)較多再結(jié)晶晶粒,保溫5 min后組織中形成大量再結(jié)晶晶粒,保溫10 min后,再結(jié)晶已基本完成,晶粒呈等軸狀,且分布均勻。在再結(jié)晶晶粒形成初期,通常通過晶界凸出形成晶核,以降低自由能使體系更加穩(wěn)定,畸變能較大的晶核吞并其內(nèi)部的亞晶,形成新晶核[14]。

圖1 冷軋態(tài)和不同溫度退火不同時(shí)間后試驗(yàn)鋼的顯微組織Fig.1 Microstructures of test steel after cold rolling(a)and annealing at different temperatures for different time intervals(b-h)

2.2 再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)及激活能

由圖2可知,試驗(yàn)鋼在不同溫度下退火時(shí)的再結(jié)晶速率不同,但變化趨勢(shì)相似,即退火初期再結(jié)晶速率較大,隨后再結(jié)晶速率減小直到完成再結(jié)晶。退火時(shí)間延長導(dǎo)致再結(jié)晶驅(qū)動(dòng)力降低是后期再結(jié)晶速率變小的主要原因[15-16]。在630℃退火120 min才能完成再結(jié)晶過程,而在780℃退火1～2 min即可完成再結(jié)晶過程?？梢?隨著退火溫度的升高,再結(jié)晶完成所需時(shí)間顯著縮短,這是由于溫度升高,原子之間的作用力降低,再結(jié)晶時(shí)的原子擴(kuò)散阻力降低,回復(fù)時(shí)間縮短,再結(jié)晶速率增大[15-18]。

圖2 不同溫度退火時(shí)試驗(yàn)鋼的再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)變化曲線Fig.2 Variation curves of recrystallization volume fraction of test steel during annealing at different temperatures

基于Avrami公式[19-20]可計(jì)算出某一溫度下退火不同時(shí)間的再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù),具體公式如下:

式中:t為退火時(shí)間;B和n均為常數(shù)。

對(duì)式(2)兩邊取對(duì)數(shù),得:

根據(jù)式(3)對(duì)試驗(yàn)結(jié)果進(jìn)行擬合,得到如圖3所示的lg ln[1/(1-Xv)]-lgt關(guān)系,直線的斜率為n值,截距為lgB值,具體擬合結(jié)果如表1所示。由表1可知,不同溫度區(qū)間的n值不同,這是由于在不同溫度下再結(jié)晶的驅(qū)動(dòng)力存在差異[21]。建立試驗(yàn)鋼在不同溫度范圍下的再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)方程,具體為

表1 擬合得到試驗(yàn)鋼在不同溫度下退火時(shí)的n 及l(fā)g B 值Table 1 Values of n and lg B of test steel annealed at different temperatures by fitting

圖3 試驗(yàn)鋼的lg ln[1/(1-Xv)]和lg t的關(guān)系Fig.3 Relation between lg ln[1/(1-Xv)]and lg t of test steel

根據(jù)Arrhenius公式[22]計(jì)算試驗(yàn)鋼在不同溫度范圍內(nèi)的再結(jié)晶激活能,表達(dá)式為

式中:t0.5為再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)達(dá)到50%時(shí)所需要的時(shí)間;A0為常數(shù);Q為再結(jié)晶激活能;R為理想氣體常數(shù),取8.314 J·mol-1·K-1;T為熱力學(xué)溫度。

對(duì)式(5)兩邊取對(duì)數(shù),得:

對(duì)lnt0.5和1/(RT)進(jìn)行線性擬合,結(jié)果如圖4所示,斜率即為Q值。計(jì)算得到在630～670℃范圍內(nèi)退火時(shí)的再結(jié)晶激活能為221.7 kJ·mol-1,而在750～780℃范圍內(nèi)退火時(shí)的再結(jié)晶激活能為109.2 kJ·mol-1,擬合殘差平方和分別為0.048 5與0,擬合精度較高。可知隨著退火溫度的升高,試驗(yàn)鋼的再結(jié)晶激活能降低。低溫退火時(shí)試驗(yàn)鋼較難進(jìn)行再結(jié)晶,這是由于低溫下退火時(shí),碳化物析出會(huì)阻礙再結(jié)晶過程的進(jìn)行[23]。另外,溫度較低時(shí),形核驅(qū)動(dòng)力較小,也會(huì)導(dǎo)致再結(jié)晶所需的激活能偏高[24]。

圖4 試驗(yàn)鋼的ln t0.5 與1/(RT)的關(guān)系Fig.4 Relation between ln t0.5 and 1/(RT)of test steel

2.3 再結(jié)晶程度對(duì)耐腐蝕性能的影響

由圖5和表2可知,當(dāng)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)由18%提高至82%時(shí),自腐蝕電位負(fù)移,自腐蝕電流密度增大,而當(dāng)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)繼續(xù)提高至97%時(shí),自腐蝕電位正移,自腐蝕電流密度減小,說明隨著再結(jié)晶程度的增加,試驗(yàn)鋼的耐腐蝕性能先減弱后增強(qiáng)。IF鋼耐腐蝕性能的影響因素復(fù)雜。一方面,退火過程中生成的碳化物在晶界及晶間析出,影響鐵素體基體的均勻性[25];在熱激活條件下,微量元素向表層特別是缺陷、位錯(cuò)等區(qū)域聚集,在腐蝕過程中,點(diǎn)蝕優(yōu)先在微量元素富集的部位出現(xiàn)[26]。另一方面,再結(jié)晶過程明顯改善了試驗(yàn)鋼的顯微組織,晶粒變?yōu)榈容S狀,同時(shí)再結(jié)晶使得試驗(yàn)鋼的儲(chǔ)存能和缺陷密度不斷減小,從而提高耐腐蝕性能[27]。試驗(yàn)鋼在再結(jié)晶前期的耐腐蝕性能主要受上述第一方面的影響,而在再結(jié)晶后期則主要由第二方面決定。

表2 擬合得到不同再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)試驗(yàn)鋼的自腐蝕電位及自腐蝕電流密度Table 2 Free-corrosion potential and free-corrosion current density of test steel with different recrystallization degrees volume fractions by fitting

圖5 不同再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)試驗(yàn)鋼在質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.5% NaCl溶液中的極化曲線Fig.5 Polarization curves of test steel with different recrystallization volume fractions in 3.5wt% NaCl solution

3 結(jié)論

(1)退火溫度越高,再結(jié)晶過程所需時(shí)間越短。在退火溫度為630℃時(shí),退火120 min時(shí)再結(jié)晶基本完成;在退火溫度為780℃時(shí),退火1～2 min即可完成再結(jié)晶過程。

(2)退火溫度越高,再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)參數(shù)n值越大,再結(jié)晶激活能越小。630～670℃退火時(shí)的再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)方程為Xv=1-exp(-0.05t1.1),再結(jié)晶激活能為221.7 kJ·mol-1;750～780℃退火時(shí)的再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)方程為Xv=1-exp(-0.013t2.2),再結(jié)晶激活能為109.2 kJ·mol-1。

(3)當(dāng)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)由18%增大至82%時(shí),試驗(yàn)鋼在質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.5% NaCl溶液中的自腐蝕電位負(fù)移,自腐蝕電流密度增大,而當(dāng)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)增大至97%時(shí),自腐蝕電位正移,自腐蝕電流密度減小。試驗(yàn)鋼的耐腐蝕性能隨再結(jié)晶程度的增加先減弱后增強(qiáng)。